退火对温轧对超细延伸晶粒结构含钼中碳钢层离韧化的影响

对0.4%C-2%Si-1%Cr-1%Mo钢，在773K温度下的多道次孔型轧制中总断面缩减率为78%的条件下（温轧状态），通过回火马氏体变形获得了具有强烈的<110>//轧制方向纤维织构的超细延伸晶粒（UFEG）组织结构。温轧状态的钢在843K退火时，在较低温度下的层离韧化，在1.8GPa时的抗拉强度没有明显下降。结果表明，超细延伸晶粒UFEG结构中纳米级富Mo析出相的析出相控制了层离韧化。

1、前言

在中碳低合金钢中，采用温轧多道次孔型轧制（温轧），通过回火马氏体组织孔型轧制变形，获得了具有很强的<110>//轧制方向（RD）纤维织构的超细延伸晶粒（UFEG）组织，UFEG结构的温轧钢（TF）具有优良的强度和韧性性能。

UFEG结构钢的韧化是由于出现了阻裂型层离，裂纹转向缺口试样的纵向方向（//RD）偏转。这种现象称为层离韧化。

确定了控制层离韧化的微观组织因素为横向晶粒尺寸、晶粒形状、//RD纤维织构、碳化物粒子在UFEG组织结构中的分布，在（0.2~0.6）%C-2%Si-1%Cr-1%Mo钢中，随着渗碳体体积分数的降低，在较低温度下，层离韧化效果增强。纳米级富钼析出物是否影响层离韧化尚不清楚。

当前的调研是0.4%C-2%Si-1%Cr-1%Mo钢在773K温轧下退火对UFEG组织结构、拉伸性能和夏比V形缺口冲击性能的影响。探讨了TF钢的层离韧化与纳米富Mo析出相的关系。

2、实验

本研究中使用的0.4%C-2%Si-1%Cr-1%Mo钢的化学成分为0.43%C，1.97%Si，0.20%Mn，1.02%Cr，0.96%Mo，0.002%P，0.001%S，0.021%Al，0.0015%N。淬火后的棒材在773K温度下回火3600秒，然后用多道次孔型温轧，断面缩减率为78%，然后风冷。温轧TF试样在843-973K温度下退火3600秒，然后水冷（TFA试样）。

在步长为50nm下进行FE-SEM/EBSP分析。通过测量试样（Im）与标准试样（Is）的（110）XRD峰的综合强度比来评价//RD纤维织构的发展。用x射线能谱仪（EDS）和透射电镜（TEM）观察了碳的复型法中萃取碳化物颗粒。拉伸试验以0.85mm/min的十字头速度对标准直径为φ6mm、标准长度为30mm的JISZ2201-14A试样进行。对全尺寸2mmV形缺口试样进行了夏比冲击试验。

3、结果与讨论

图1为843K温度下退火TFA试样的UFEG结构。横向大角度边界的平均线性截距（ILHAB_T）为0.28μm。球化后的碳化物颗粒呈双峰分布，类似于在TF试样中观察到的那样。沿晶的碳化物大于晶内的碳化物，球化后的碳化物颗粒大部分为渗碳体，Cr、Mn、Mo等替代元素被溶解。透射电镜观察进一步发现，晶粒内部弥散着<10nm的纳米级富Mo元素的析出相。在923K的退火过程中，除渗碳体颗粒粗化外，还形成了针状的Mo₂C和Fe₃Mo₃C粒子。图2概述了UFEG组织结构的微观组织因素作为回火温度的函数，随着碳化物粒子的生长，基体晶粒尺寸增大，而反映几何必须位错GND的KAM平均值减小。综合（110）XRD峰强度比（Im/Is）表明，<110>//RD纤维的织构没有变化。结果表明，843K退火对UFEG组织中的晶粒尺寸、晶粒形状、<110>//RD纤维织构和GND密度影响不大。

图1：843K温轧形变（TF）（TFA）退火试样的显微组织：（a）冲击试样打击方向（SD）的IPF图、（（b）、（c））萃取复型法TEM亮场映像，（d）EDS光谱纳米富Mo析出相。黑色线条代表在（a）中高角度边界（HABs）错位角15°以上。在（c）中的箭头指示的纳米级富Mo析出相

图2：在UFEG结构中HABs沿横向（ILHAB_T）和纵向（ILHAB_L）方向的平均线性截距（ILAV）、第一近邻阶（KAMAV）的平均KAM值和XRD（110）平面的积分强度比（Im/Is（110））随退火温度的变化

图3为室温下的名义应力-应变曲线。除843K退火后的TFA试样外，TF和TFA试样均表现出不连续屈服行为，而在923K和973K下退火的TFA试样比TF试样表现出陡峭的屈服点。在843K温度下退火的TFA试样呈现连续屈服的趋势。

在温轧（0.2~0.6）%C-2%Si-1%Cr-1%Mo钢中，随着含碳量的增加，屈服点下降，当含碳量为0.6%时，屈服率下降不明显，这说明碳化物粒子的分布影响了TF钢的屈服行为。由于在843K退火条件下，TFA试样与TF试样的UFEG组织中球化碳化物的颗粒分布和微观结构因素基本一致，表明其屈服行为受纳米级富Mo析出物的影响。

必须强调的是，在843K退火后，抗拉强度几乎没有下降，而屈服强度（YS）略有下降。图4显示了拉伸性能随测试温度和退火温度的变化规律。在TF和TFA样品中，屈服强度YS随测试温度从室温降低到123K呈线性增加，低于该温度则有突然增加的趋势。另一方面，随着测试温度的降低，断面缩减率（RA）也有所减少。但RA的温度依赖性受到退火的影响。

虽然973K退火的TFA样品在室温下的RA平均值最高，但在77K时下降到5%。在843K退火的TF和TFA试样中，断面缩减率RA在123K以下有突然下降的趋势。但在843K退火后，RA的下降被抑制，TF样本在77K时的平均RA为26%，而TFA样本为37%。随着缩颈伸长的降低，总延伸长度也随之降低。

图3：室温下名义应力-应变曲线

图4：屈服强度（YS），总延伸率（TEL）和断面收缩率（RA）为实验温度的函数关系

图5显示了吸收的能量（vE）随测试温度和退火温度的变化。在这里：

（1）○表示的试样数据出几乎是完整的较高温度下的韧性断裂；

（2）◇表示了试样一个阻碍类型的分层裂纹，裂纹分叉角度相对于RD（β）是小于15°；

（3）△表示的试样数据是β15°或超过15°。在573K温度下，所有试样均以延性方式失效，vE值（即上平台能量值，vEUS）几乎相同。

在973K退火的TFA试样中，几乎没有发生阻裂型层离，在253~77K温度范围内，vE显著降低。而在843K退火的TF和TAF试样则表现出明显的层离韧化，vE随测试温度的降低而升高。一些冲击试样被折断成两截，标注为+。（译注：图5中说的相反，标注+的表示试样没有被打断为两截，好像应该是图5说明的是正确的）然而，应该注意的是，在843K退火过程中，发生的层离韧化明显向低温侧转移。层离完成温度（TDF），低于此温度vE下降到vEUS或更低的水平，TF试样的层离结束温度（TDF）约为233K，而TFA试样在843K退火时的层离结束温度（TDF）为173K。

图5：TF和TFA试样的夏比V形缺口吸收能（vE）随测试温度和退火温度的变化规律。试样在773K（QT）下淬火和回火的数据也显示为参考。β为层离裂纹与RD之间的夹角，数据点+表示冲击试验中未裂成两半的试样

在强烈的<110>//RD纤维织构的UFEG组织中，平行于冲击试样的纵向（//RD）方向出现了含有碳化物颗粒的弱{100}解理面和晶界。因此，止裂类层离可以通过这些弱边界、平面和张应力（σt//SD）之间的交互感应诱发，沿着SD生成局部塑性约束的切口和/或裂纹尖端。屈服强度YS的σt的数值和YS的减少可以降低TDF。由于与RD呈45°倾斜的45°面上也存在许多{100}解理面，因此有必要抑制沿45°方向的横向脆性开裂，以增强较低温度下的层离韧化。降低晶粒的横向尺寸就能够有效地抑制横向裂纹的发生。对于973K退火的TFA试样，在较低温度下，横向脆性开裂比沿RD方向的分层开裂更为明显，从而导致vE的降低。这被认为是由于较大且更等轴晶粒组织（ILHAB_T=0.69μm）造成的。此外，阻裂型层离的特征是由层离裂纹（//RD）和延性台阶（//SD）组成的阶梯扩展。裂纹的再萌生发生在近单轴拉伸条件下，vE值升高。在这种情况下，RD平面中较高的韧性和延性被认为是增强层离韧化的有效方法。在843K退火后，TF试样的YS略有下降，在较低温度下拉伸塑性有所提高（图4），这被认为是导致TDF显著下降的原因。

已有报道说明强度和韧性其变化取决于钢中共格的含Mo的纳米析出相，退火温度再773K和923K温度范围内，通过TF和TFA试样氢吸收能力的热解吸光谱分析，表明了在纳米级的富Mo析出物和基体之间的界面面积和内聚力。最近，Lee等人在0.6%C-2%Si-1%Cr-0.4%Mo钢中，淬火和在843K回火，使用三维原子探针分析不是簇就是在纳米碳化物（~4纳米）中存在的Mo。钢中的磷含量可能引起钢的回火脆性，在现有的钢中，其磷含量低至0.002%。因此，推断出纳米级富Mo析出相可能是控制UFEG结构Mo钢层离韧化的组织因素之一。以及过渡碳化物（2~4nm），富Mo析出相过于细小，不能作为空洞形核点。因此，认为富Mo析出相对韧性断裂的影响较小。在843K退火过程中，富Mo析出相析出态的变化可能会增强UFEG基体的脆性断裂应力，但是，需要进一步的详细调查来澄清这一点。

4、结论

研究了在773K温锻制取UFEG组织的0.4%C-2%Si-1%Cr-1%Mo钢试样，退火对其组织和力学性能的影响。得到了以下结果：

（1）843K退火对UFEG组织中球化碳化物颗粒分布影响不大，但对纳米级富Mo析出有一定影响。

（2）843K退火后，屈服强度YS略有下降，抗拉强度几乎没有下降。此外，在较低的温度下，拉伸塑性得到了提高。

（3）843K退火可在较低温度下增强层离韧化。这可能是由于退火过程中纳米富Mo相的析出态发生了变化。